JP2556029B2 - 高耐食性鉄基析出硬化型合金の製造方法 - Google Patents
高耐食性鉄基析出硬化型合金の製造方法Info
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- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、サワーガス環境、或いはそれに類する苛酷
な腐食環境で使用される合金の製造方法に関し、特にか
かる合金に高強度と高耐食性とを付与する製造方法に関
する。
な腐食環境で使用される合金の製造方法に関し、特にか
かる合金に高強度と高耐食性とを付与する製造方法に関
する。
（従来の技術） 石油・化学工業等の関連分野において、H2Sを含む腐
食性のガス、オイル等の流体を取扱う機器、例えば、上
記流体を輸送その他の目的で加圧するコンプレッサーや
ポンプ等の構造部材が著しく腐食し、かかる機器の信頼
性、安全性が問題になることがある。
食性のガス、オイル等の流体を取扱う機器、例えば、上
記流体を輸送その他の目的で加圧するコンプレッサーや
ポンプ等の構造部材が著しく腐食し、かかる機器の信頼
性、安全性が問題になることがある。
上記のような機器の構造材料としては、従来、AISI41
30、同8620のような低合金鋼、或いはAISI410、同501の
ような高Crマルテンサイト鋼が使用されてきた。しか
し、これらの材料はH2Sを含む雰囲気下では耐応力腐食
割れ性に問題があり、更に、NACE（National Associati
on of Corrosion Engineers）規格によれば、上記既存
材料の使用限界強度は各材料の0.2％耐力の30〜40％
（＜60ksi）程度と低いため、本体の高性能化（高流速
化、高圧化）に対しても限界がある。
30、同8620のような低合金鋼、或いはAISI410、同501の
ような高Crマルテンサイト鋼が使用されてきた。しか
し、これらの材料はH2Sを含む雰囲気下では耐応力腐食
割れ性に問題があり、更に、NACE（National Associati
on of Corrosion Engineers）規格によれば、上記既存
材料の使用限界強度は各材料の0.2％耐力の30〜40％
（＜60ksi）程度と低いため、本体の高性能化（高流速
化、高圧化）に対しても限界がある。
しかし一方では、機器のメインテナンスフリーと能力
向上のための高周速化が望まれ、従って、これらの機器
に使用する材料にも高耐食性と高強度化とが強く要求さ
れている。
向上のための高周速化が望まれ、従って、これらの機器
に使用する材料にも高耐食性と高強度化とが強く要求さ
れている。
サワーガス環境（H2S−CO2−Cl-環境）で耐応力腐食
割れ性の優れた材料としてNi基合金の使用が考えられる
が、形状の複雑な部材や極厚肉部材の高強度化には析出
硬化型合金を用いなければならない。サワーガス用材料
の選定については、前記NACEの規格（NACE Standard MR
−01−75、1980 Revision）があり、これによると従来
材に代えて鉄基析出硬化型合金A286（ASTM A638 Gr.66
0）の適用が考えられる。ところが上記NACE規格には硬
度の上限:HRC≦35が規定されており、従来のA286合金の
成分系と熱処理ではこの上限をはずれるものが多く、ま
た耐応力腐食割れ性試験でも安定した耐食性が得られな
い。
割れ性の優れた材料としてNi基合金の使用が考えられる
が、形状の複雑な部材や極厚肉部材の高強度化には析出
硬化型合金を用いなければならない。サワーガス用材料
の選定については、前記NACEの規格（NACE Standard MR
−01−75、1980 Revision）があり、これによると従来
材に代えて鉄基析出硬化型合金A286（ASTM A638 Gr.66
0）の適用が考えられる。ところが上記NACE規格には硬
度の上限:HRC≦35が規定されており、従来のA286合金の
成分系と熱処理ではこの上限をはずれるものが多く、ま
た耐応力腐食割れ性試験でも安定した耐食性が得られな
い。
元来、ASTM A638合金はタービンブレード等に用いら
れるもので、Ｃの含有量が0.03〜0.06と高めであるため
規格どおりの熱処理ではσ0.2を70kgf/mm2以上とした場
合、HRC≦35の規定を満たさなくなってしまう。更に、A
STM A638の規格材では、溶接部に粗大なTiの炭窒化物が
生成し、この場合HRC≦35を満たすのは一層困難となる
ばかりか耐応力腐食割れ性が極端に劣化するのである。
れるもので、Ｃの含有量が0.03〜0.06と高めであるため
規格どおりの熱処理ではσ0.2を70kgf/mm2以上とした場
合、HRC≦35の規定を満たさなくなってしまう。更に、A
STM A638の規格材では、溶接部に粗大なTiの炭窒化物が
生成し、この場合HRC≦35を満たすのは一層困難となる
ばかりか耐応力腐食割れ性が極端に劣化するのである。
（発明が解決しようとする問題点） 本発明は、σ0.2が75kgf/mm2以上の高強度を有し、し
かも、NACE規格に定められるHRC≦35を満足し、サワー
ガス環境下でも優れた耐応力腐食割れ性をもつ析出硬化
型鉄基合金を製造する新しい方法を提供することを目的
としてなされたものである。
かも、NACE規格に定められるHRC≦35を満足し、サワー
ガス環境下でも優れた耐応力腐食割れ性をもつ析出硬化
型鉄基合金を製造する新しい方法を提供することを目的
としてなされたものである。
（問題点を解決するための手段） 本発明者は、ASTM A638合金の性能を詳しく検討して
いく過程で、この合金の化学組成と熱処理条件を併せて
改良すれば上記の目的を達成できることを知った。この
知見に基づく本発明は下記の製造方法をその要旨とす
る。
いく過程で、この合金の化学組成と熱処理条件を併せて
改良すれば上記の目的を達成できることを知った。この
知見に基づく本発明は下記の製造方法をその要旨とす
る。
重量％で、C:0.03％以下、Si:1.0％以下、Mn:0.01〜
2.0％、Cr:13.5〜16％、Ni:24〜27％、Mo:1.0〜1.5％、
Ti:1.9〜2.35％、B:0.0005〜0.01％、Al:0.35以下、残
部Feおよび不可避不純物から成る合金に900〜1050℃で
３分〜10時間加熱して冷却する固溶化処理を１回以上施
した後、720〜780℃で30分〜10時間の加熱後600〜700℃
まで冷却しこの温度に５〜20時間保持して室温まで冷却
する２段時効処理を施すことを特徴とする高耐食性鉄基
析出硬化型合金の製造方法。
2.0％、Cr:13.5〜16％、Ni:24〜27％、Mo:1.0〜1.5％、
Ti:1.9〜2.35％、B:0.0005〜0.01％、Al:0.35以下、残
部Feおよび不可避不純物から成る合金に900〜1050℃で
３分〜10時間加熱して冷却する固溶化処理を１回以上施
した後、720〜780℃で30分〜10時間の加熱後600〜700℃
まで冷却しこの温度に５〜20時間保持して室温まで冷却
する２段時効処理を施すことを特徴とする高耐食性鉄基
析出硬化型合金の製造方法。
（作用） 以下、本発明で定めた化学組成および熱処理条件につ
いて、それぞれの限定理由と作用を説明する。
いて、それぞれの限定理由と作用を説明する。
合金の組成について： Ｃは、その含有量が0.03％を越えると粗大な炭窒化物
を生成させ、前記の硬度の規格上限値（HRC35）を越え
てしまう。また、Ｃ含有量が多いと結晶粒の微細化、整
粒化が困難になり、更に溶接部の耐応力腐食割れ性を劣
化させる。好ましくは、C:0.015以下である。
を生成させ、前記の硬度の規格上限値（HRC35）を越え
てしまう。また、Ｃ含有量が多いと結晶粒の微細化、整
粒化が困難になり、更に溶接部の耐応力腐食割れ性を劣
化させる。好ましくは、C:0.015以下である。
Siは、η−Ni3Tiの粒界析出を促進して強度、靭性を
低下させる。η−Ni3Tiはγ′−Ni3Tiの高温安定相であ
るが、γ′相と異なり合金の強化に寄与しない。従っ
て、本合金系ではη相をできるだけ析出させないことが
重要である。Siの1.0％は含有量の許容上限値であり、
これ以下で可及的に少ない方がよい。
低下させる。η−Ni3Tiはγ′−Ni3Tiの高温安定相であ
るが、γ′相と異なり合金の強化に寄与しない。従っ
て、本合金系ではη相をできるだけ析出させないことが
重要である。Siの1.0％は含有量の許容上限値であり、
これ以下で可及的に少ない方がよい。
Mnは、η−Ni3Tiの析出抑制に効果がある。しかし、
2.0％を越える多量の含有は却って靭性劣化を招くので
0.01〜2.0％とする。
2.0％を越える多量の含有は却って靭性劣化を招くので
0.01〜2.0％とする。
Crは、耐応力腐食割れ性を確保するため13.5％以上の
含有量が必要である。しかし、Crが16％を越えるとオー
ステナイト相が不安定になるので、13.5〜16％が適正範
囲である。
含有量が必要である。しかし、Crが16％を越えるとオー
ステナイト相が不安定になるので、13.5〜16％が適正範
囲である。
Niは、オーステナイトの安定化と後述するγ′−Ni3T
iの析出のために24％以上が必要である。上限は、かか
る効果の増大と材料コストの上昇とを勘案して27％とす
る。
iの析出のために24％以上が必要である。上限は、かか
る効果の増大と材料コストの上昇とを勘案して27％とす
る。
Moは、Crとともに耐応力腐食割れ性の向上に寄与し、
更に、η−Ni3Tiの粒界析出を抑制する。かかる効果を
確保するため1.0％以上が必要であるが、含有量が多す
ぎるとオーステナイトを不安定化させるので上限は1.5
％とする。
更に、η−Ni3Tiの粒界析出を抑制する。かかる効果を
確保するため1.0％以上が必要であるが、含有量が多す
ぎるとオーステナイトを不安定化させるので上限は1.5
％とする。
Tiは、γ′−Ni3Tiの析出による強度上昇に必須の成
分である。しかし、この合金系でTi含有量が多すぎると
η−Ni3Ti相の析出を助長する。適正な含有量の範囲は
1.9〜2.35％である。
分である。しかし、この合金系でTi含有量が多すぎると
η−Ni3Ti相の析出を助長する。適正な含有量の範囲は
1.9〜2.35％である。
Ｂは、η−Ni3Tiの粒界析出を抑制する効果があるの
で、0.0005％以上の含有が必須である。しかし、0.01％
を越えると合金の熱間加工性を損なうので0.0005〜0.01
％が適正範囲である。
で、0.0005％以上の含有が必須である。しかし、0.01％
を越えると合金の熱間加工性を損なうので0.0005〜0.01
％が適正範囲である。
Alは、脱酸剤であり、併せてη−Ni3Tiの析出抑制の
効果もある。しかし、過度の添加は強度低下をまねくた
め、その含有量を0.35％以下とする。
効果もある。しかし、過度の添加は強度低下をまねくた
め、その含有量を0.35％以下とする。
上記の成分の外、残部はFeおよび不可避不純物であ
る。この不純物のうち、ＰとＳは熱間加工性に悪影響が
大きいので、それぞれ0.03％以下、0.01％以下とすべき
である。また、Ｎ（窒素）は、粗大なTiの炭窒化物を生
じさせ、特に溶接部の耐応力腐食割れ性を損なうので0.
03％以下に抑えるのが望ましい。
る。この不純物のうち、ＰとＳは熱間加工性に悪影響が
大きいので、それぞれ0.03％以下、0.01％以下とすべき
である。また、Ｎ（窒素）は、粗大なTiの炭窒化物を生
じさせ、特に溶接部の耐応力腐食割れ性を損なうので0.
03％以下に抑えるのが望ましい。
熱処理の条件について： 本発明方法は、γ′−Ni3Tiの微細分散析出を利用し
て、硬度を抑えながら高強度を得ることを狙いとしてい
る。そのためには、固溶化処理から２段階の時効処理ま
でそれぞれの条件を厳密に調整しなければならない。
て、硬度を抑えながら高強度を得ることを狙いとしてい
る。そのためには、固溶化処理から２段階の時効処理ま
でそれぞれの条件を厳密に調整しなければならない。
まず、固溶化処理は900〜1050℃の温度域で３分から1
0時間加熱することによって行う。この固溶化処理は、
合金素材から熱間加工、溶接その他の工程を経て特定の
製品または半製品になったものに対して行う。固溶化処
理の温度が900℃より低いと再結晶が不均一に進行し、
またη−Ni3Tiが析出することがあるため、結晶粒の整
粒化ができない。逆に1050℃を越えると、結晶粒が粗大
化し、γ′−Ni3Tiの析出も不均一になる。
0時間加熱することによって行う。この固溶化処理は、
合金素材から熱間加工、溶接その他の工程を経て特定の
製品または半製品になったものに対して行う。固溶化処
理の温度が900℃より低いと再結晶が不均一に進行し、
またη−Ni3Tiが析出することがあるため、結晶粒の整
粒化ができない。逆に1050℃を越えると、結晶粒が粗大
化し、γ′−Ni3Tiの析出も不均一になる。
固溶化処理の時間は温度や被処理材のサイズ、形状等
に依存する。いずれにしても、３分未満の短時間では再
結晶整粒化が十分に進行しない。製品によっては低温で
長時間加熱する方が好ましい場合があるが、それでも10
時間を越える処理は不必要である。
に依存する。いずれにしても、３分未満の短時間では再
結晶整粒化が十分に進行しない。製品によっては低温で
長時間加熱する方が好ましい場合があるが、それでも10
時間を越える処理は不必要である。
固溶化処理の後は空冷またはそれ以上の冷却速度で冷
却する。
却する。
上記の固溶化処理は、一回以上、任意の回数行うこと
ができる。一回で長時間行うよりも、比較的短時間にし
て二回以上行う方が、特にこの合金系では、整粒化の促
進に有利である。
ができる。一回で長時間行うよりも、比較的短時間にし
て二回以上行う方が、特にこの合金系では、整粒化の促
進に有利である。
時効処理は２段階で行う。２段階時効処理そのもの
は、ASTM A638についても規格があるが、この規格どお
りの処理では高強度と低硬度を同時に満足させることが
難しい。前記のように調整された合金系に対して最も適
した処理は次の２段階時効処理である。
は、ASTM A638についても規格があるが、この規格どお
りの処理では高強度と低硬度を同時に満足させることが
難しい。前記のように調整された合金系に対して最も適
した処理は次の２段階時効処理である。
第１段時効： 720〜780℃で30分から10時間加熱し、600〜700℃まで
冷却。
冷却。
冷却速度は炉冷の速度以上（およそ20℃/hかから200
℃/h）とする。
℃/h）とする。
第２段時効： 第１段時効に引続き、600〜700℃の温度で５〜20時間
保持。
保持。
以後、室温まで炉冷以上の冷却速度で冷却。
第１段時効ではγ′−Ni3Tiの析出核を形成させ、第
２段時効でγ′−Ni3Tiの微細分散化を図るのがこの２
段階時効処理の特徴である。第１段時効の温度が720℃
より低いと、上記析出核が十分に生成しない。一方780
℃を越えると、靭性を低下させるη−Ni3Tiが析出して
くる。同じ理由から、加熱の時間は30分から10時間の範
囲とする。
２段時効でγ′−Ni3Tiの微細分散化を図るのがこの２
段階時効処理の特徴である。第１段時効の温度が720℃
より低いと、上記析出核が十分に生成しない。一方780
℃を越えると、靭性を低下させるη−Ni3Tiが析出して
くる。同じ理由から、加熱の時間は30分から10時間の範
囲とする。
第２段時効の600〜700℃という温度と５時間以上の加
熱時間は、γ′−Ni3Tiを有効に析出分散させるために
必要な条件である。所望の強度に応じて時間は長くする
ことができるが、20時間ほどで強度向上の効果は飽和す
る。
熱時間は、γ′−Ni3Tiを有効に析出分散させるために
必要な条件である。所望の強度に応じて時間は長くする
ことができるが、20時間ほどで強度向上の効果は飽和す
る。
以下、実施例によって本発明の効果を具体的に説明す
る。
る。
（実施例） 第１表に示す３種類の合金を用意し、第２表の種々の
条件で熱処理した後、機械的性質、耐応力腐食割れ性、
およびNACE規格の耐食性試験を実施した。試験条件は下
記のとおりである。
条件で熱処理した後、機械的性質、耐応力腐食割れ性、
およびNACE規格の耐食性試験を実施した。試験条件は下
記のとおりである。
耐応力腐食割れ性試験 溶液：（5,20）％NaCl−10atm H2S−10atm CO2 温度:60℃,80℃ 時間:720時間 試験片:10w×2t×75l（mm） R0.25Uノッチ付 付加応力:1.0σ0.2 NACE試験（NACE TM−01−77） 溶液:5％NaCl−0.5％CH3COOH−1atm H2S 温度:25℃ 時間:720時間 試験片:0.35mmφ×25.4mm G.L. 付加応力:1.0σ0.2 なお、第２表の比較例10、11の熱処理はASTM A638 G
r.660）の条件に沿ったものである。
r.660）の条件に沿ったものである。
以上の試験結果を第２表に併せて記載する。
第２表の試験結果から明らかなように、本発明の方法
によればσ0.2が75kgf/mm2の高強度でもHRCが35以下の
低硬度の合金が得られ、この合金は耐応力腐食割れ性に
おいても、NASE条件の耐食性においても、全く問題がな
い。溶接部においてさえこれらの優れた性質を確保でき
るということは、サワーガス環境下で用いられる多くの
機器の材料として広汎に利用できるということである。
によればσ0.2が75kgf/mm2の高強度でもHRCが35以下の
低硬度の合金が得られ、この合金は耐応力腐食割れ性に
おいても、NASE条件の耐食性においても、全く問題がな
い。溶接部においてさえこれらの優れた性質を確保でき
るということは、サワーガス環境下で用いられる多くの
機器の材料として広汎に利用できるということである。
Claims (1)
- 【請求項１】重量％で、C:0.03％以下、Si:1.0％以下、
Mn:0.01〜2.0％、Cr:13.5〜16％、Ni:24〜27％、Mo:1.0
〜1.5％、Ti:1.9〜2.35％、B:0.0005〜0.01％、Al:0.35
％以下、残部Feおよび不可避不純物から成る合金に900
〜1050℃で３分〜10時間加熱して冷却する固溶化処理を
１回以上施した後、720〜780℃で30分〜10時間の加熱後
600〜700℃まで冷却しこの温度に５〜20時間保持して室
温まで冷却する２段時効処理を施すことを特徴とする高
耐食性鉄基析出硬化型合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9925187A JP2556029B2 (ja) | 1987-04-22 | 1987-04-22 | 高耐食性鉄基析出硬化型合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9925187A JP2556029B2 (ja) | 1987-04-22 | 1987-04-22 | 高耐食性鉄基析出硬化型合金の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63266022A JPS63266022A (ja) | 1988-11-02 |
| JP2556029B2 true JP2556029B2 (ja) | 1996-11-20 |
Family
ID=14242487
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9925187A Expired - Lifetime JP2556029B2 (ja) | 1987-04-22 | 1987-04-22 | 高耐食性鉄基析出硬化型合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2556029B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4185477B2 (ja) * | 2004-07-23 | 2008-11-26 | 長野計器株式会社 | 圧力センサ |
| JP4185478B2 (ja) | 2004-07-23 | 2008-11-26 | 長野計器株式会社 | 歪検出器およびその製造方法 |
| TWI551700B (zh) * | 2015-11-25 | 2016-10-01 | Performance Enhancement of Precipitated Iron - based Superalloys | |
| CN113151660B (zh) * | 2021-03-22 | 2023-02-03 | 西安理工大学 | 一种提高鼓风机叶轮焊接部位强度的双级时效工艺 |
-
1987
- 1987-04-22 JP JP9925187A patent/JP2556029B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS63266022A (ja) | 1988-11-02 |
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